(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
立方晶窒化ほう素を含有し、残部は硬質分散相と結合相とからなる立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製工具基体の表面に、
（ａ）０．１〜０．５μｍ平均層厚を有するＴｉＢＮ層からなる下部層、
（ｂ）上部層として、０．１〜０．５μｍ平均層厚を有するＴｉＢ２層と、０．１〜０．５μｍ平均層厚を有するＴｉＢＮ層との交互積層構造からなる上部層、
を２．０〜５．０μｍの合計平均層厚で蒸着形成し、
かつ、上記（ａ）のＴｉＢＮ層からなる下部層は、工具基体側から上部層側に向かってＮ含有量が次第に減少する組成傾斜構造を備え、
また、上記（ｂ）の交互積層構造を構成するＴｉＢＮ層は、隣接する上記ＴｉＢ２層に向かってＮ含有量が次第に減少する組成傾斜構造を備えていることを特徴とする表面被覆切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｔｉ合金およびＡｌ合金の高速切削加工において、長期の使用に亘って、硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する立方晶窒化ほう素（以下、ｃＢＮで示す）基超高圧焼結材料製表面被覆切削工具（以下、ｃＢＮ被覆工具という）に関する。
【背景技術】
【０００２】
ＴｉＢ２膜は、硬く、Ａｌ合金と反応しにくいことから、切削工具の被膜として近年注目されている。
非特許文献１では、ＴｉＮ膜、ＴｉＡｌＮ膜、ＴｉＣＮ膜、ＴｉＢ２膜の硬質膜とＴｉ合金、Ａｌ合金との摩擦係数を調査した。ＴｉＢ２はＡｌ合金に対して他の硬質膜よりも摩擦係数が低い結果であった。
非特許文献２では、ＴｉＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＢ２、（ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＡｌＮ）の多層膜を被覆した工具でＡｌ合金Ａ３９０の切削試験において、ＴｉＢ２が最も高い耐摩耗性を示した。このことからＴｉＢ２はＡｌ合金の切削に有効な硬質膜であると言える。
しかしながらＴｉＢ２膜をＰＶＤで成膜する場合、成膜後に膜内に巨大残留応力が発生するため、膜の剥離、チッピングが起きやすいことが実用化の妨げになっていた。
このような残留応力を低減させる方法として、成膜時のガスをＡｒからＸｅガスを使用することによって、ＴｉＢ２膜の残留応力を低減させることができた（非特許文献３）。
また、特許文献１には、炭化タングステン基超硬合金からなる工具基体上に、所定条件のＰＶＤ法によってＴｉＢ２層を蒸着形成したＷＣ超硬合金製被覆工具が開示されており、ＰＶＤ法によってＴｉＢ２層を蒸着することで望ましくない硼化コバルト相の形成を避けることができるため、このＷＣ超硬合金製被覆工具は、アルミニウム合金の切削加工においてすぐれた耐摩耗性を示すことが知られている。
従来、ｃＢＮ被覆工具としては、例えば、特許文献２に示すように、立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料で構成された工具本体の表面に、中間層としてＴｉＢＮ層を介して、Ａｌ２Ｏ３層とＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ層を蒸着形成したものｃＢＮ被覆工具が知られており、ＴｉＢＮ層がＡｌ２Ｏ３層との密着性が良いことから、このｃＢＮ被覆工具を炭素鋼、Ｃｒ鋼の切削加工に用いた場合、すぐれた耐欠損性、耐摩耗性を示すことが知られている。
また、上記ＴｉＢＮ層を、中間層としてではなく硬質被覆層自体として蒸着形成した被覆工具も知られており、例えば、特許文献３によれば、炭化タングステンからなる工具基体表面に、ＣＶＤ法によってＴｉＢＮ膜を形成したＷＣ超硬合金製被覆工具が知られているが、鋼の切削に際し、硬質膜の内部応力が低減されことで熱亀裂の発生が抑制されるようになるものの、基体と硬質膜との界面に硼化コバルト相が形成されるため、硬質膜の密着性が十分でなくなり剥離しやすいという問題点がある。
非特許文献４ではＴｉＢ２膜とＴｉＢＮ膜の臨界剥離荷重の比較調査を行い、ＴｉＢＮ膜の方がＴｉＢ２膜よりも臨界剥離荷重が高いことから、ＴｉＢＮ膜はＴｉＢ２膜に対し密着強度が優位であることを示した。
ＴｉＢＮ膜はＴｉＮ、ＴｉＢ２、ＢＮが混在する複合膜であり、ナノ構造を持つＴｉＢＮ膜は９００℃でも安定な硬質膜である（非特許文献４，特許文献３）。
また、ＴｉＢＮ膜は膜中のＢＮが潤滑性を持つことから、ＴｉＢＮ膜は摩擦係数が低く、切削時の切りくずの排出が容易になり、切りくずの巻き込みの抑制効果がある（特許文献４）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特許第４１８４６９１号明細書
【特許文献２】特開２００９−９０４１７号公報
【特許文献３】特開２００４−１２１５号公報
【特許文献４】特開２００５−５９１２０号公報
【非特許文献】
【０００４】
【非特許文献１】「Ｔｒｉｂｏｌｏｇｉｃａｌ  ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ  ｏｆ  ｓｅｌｅｃｔｅｄ  ＰＶＤ  ｃｏａｔｉｎｇｓ  ｗｈｅｎ  ｓｌｉｄ  ａｇａｉｎｓｔ  ｄｕｃｔｉｌｅ  ｍａｔｅｒｉａｌｓ」Ｍ．Ｂｅｒｇｅｒ，Ｓ．Ｈｏｇｍａｒｋ，Ｗｅａｒ，２５２（２００２）５５７−５６５
【非特許文献２】「Ａ  ｎｅｗ  ｃｌａｓｓ  ｏｆ  ｈｉｇｈ  ｐｅｒｆｏｒｍａｎｎｃｅ  ＰＶＤ  ｃｏａｔｉｎｇｓ  ｆｏｒ  ｃａｒｂｉｄｅ  ｔｏｏｌｓ」Ｈ．Ｇ．Ｐｒｅｎｇｅｌ，Ｐ．Ｃ．Ｊｉｎｄａｌ，Ｋ．Ｈ．Ｗｅｎｄｔ，Ａ．Ｔ．Ｓａｎｔｈａｎａｍ，Ｐ．Ｌ．Ｈｅｇｄｅ，Ｒ．Ｍ．Ｐｅｎｉｃｈ，Ｓｕｒｆ．Ｃｏａｔｉｎｇｓ  Ｔｅｃｈｎｏｌ．１３９（２００１）２５−３４
【非特許文献３】「Ｅｖａｌｕａｔｉｏｎ  ｏｆ  ｍａｇｎｅｔｒｏｎ−ｓｐｕｔｔｅｒｅｄ  ＴｉＢ２  ｉｎｔｅｎｄｅｄ  ｆｏｒ  ｔｒｉｂｏｌｏｇｉｃａｌ  ａｐｐｌｉｃａｎｔｓ」Ｍ．Ｂｅｒｇｅｒ，Ｍ．Ｌａｒｓｓｏｎ，Ｓ．Ｈｏｇｍａｒｋ，Ｓｕｒｆ．Ｃｏａｔｉｎｇｓ  Ｔｅｃｈｎｏｌ．１２４（２０００）２５３−２６１．
【非特許文献４】「Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ  ａｎｄ  ｍａｃｈａｎｉｃａｌ  ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ  ｏｆ  ａｍｏｒｐｈｏｕｓ  Ｔｉ−Ｂ−Ｎ  ｃｏａｔｉｎｇｓ」Ｒ．Ｗｉｅｄｅｍａｎｎ，Ｖ．Ｗｅｉｈｎａｃｈｔ，Ｈ．Ｏｅｔｔｅｌ，Ｓｕｒｆ．Ｃｏａｔｉｎｇｓ  Ｔｅｃｈｎｏｌ．１１６−１１９，（１９９９）３０２−３０９．
【非特許文献５】「Ｔｈｅｒｍａｌ  ｓｔａｂｉｌｉｔｙ  ｏｆ  ｓｕｐｅｒｈａｒｄ  Ｔｉ−Ｂ−Ｎ  ｃｏａｔｉｎｇｓ」Ｐ．Ｈ．Ｍａｙｒｈｏｆｅｒ，Ｍ．Ｓｔｏｉｂｅｒ，Ｓｕｒｆ．Ｃｏａｔｉｎｇｓ  Ｔｅｃｈｎｏｌ．２０１（２００７）６１４８−６１５３．
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
近年、医療産業や航空機産業およびエネルギー産業などで多く使用されているＴｉ合金の切削加工技術が注目されている。Ｔｉ合金は難削材であり、切削加工においては、大量の冷却液を用いた加工が常識となっている。こうした加工では、荒加工から仕上加工に至るまでに何十種もの工具を使用することも少なくなく、工具寿命も短く、同じ工具を何本も用意し、次々と工具を交換することもしばしばである。これは、工具比の増加はもちろん、多種類の工具を使用するために多くの時間を費やすことになる。また、大量の冷却液を使用するため、工場から排出される廃液処理の処理コストも大きく、省エネ化、低コスト化を進めるうえで重大な課題となっている。
従来のｃＢＮ被覆工具においては、通常条件下での切削加工に用いた場合には特段の問題は生じないが、これを、Ｔｉ合金の高速切削に用いた場合には、硬質被覆層の潤滑性の不足および切削工具の高温化に伴う耐摩耗性の低下によって、比較的短時間で使用寿命に至り、長期の使用に亘って、十分な耐摩耗性を発揮することができないという問題があった。
また、車のエンジンの構造材料、航空機の構造材料として使用されているＡｌ合金に対する需要も近年増加している。
Ｔｉ合金およびＡｌ合金の切削工具の被膜としてダイヤモンドおよびＤＬＣ（ダイヤモンドライクカーボン）膜が一般的に使用されている。ダイヤモンド膜は非常に硬いため切削寿命が比較的長いが、膜厚が１０〜２０μｍのため刃先をシャープエッジにしても相応の仕上げ面が得られにくい。ＤＬＣに関してはＡｌ合金の切削時に溶着があり、良質な仕上げ面が得られにくいことが課題である。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者等は、ＴｉとＢとＮの化合物膜の高温硬さが高く、しかも、耐摩耗性および潤滑性に優れ、Ｔｉ合金およびＡｌ合金の切削時の溶着が抑えられることに着目し、ｃＢＮ基超高圧焼結材料を工具基体材料とし、硬質被覆層としてＴｉとＢとＮの化合物膜を蒸着形成することによって、超硬合金台金の表層に硼化コバルト相の形成を生じさせず、かつ、高硬度の硬質被覆層を得るべく、硬質被覆層の層構造について鋭意研究した結果、次のような知見を得た。
【０００７】
ｃＢＮの含有割合が高い４０〜７０ｖｏｌ％のｃＢＮ基超高圧焼結材料からなるｃＢＮ工具基体の表面に、ＰＶＤ法によってＴｉＢＮ膜を形成したところ、前記特許文献１にも示されるように、超硬合金台金の表層に望ましくない相である硼化コバルト相の形成は避けることができるものの、膜の高温硬さが不十分であった。そこで、耐摩耗性を補う意味で、ＴｉＢＮ層の上に、ＴｉＢ２層とＴｉＢＮ層の交互積層構造を構成したところ、ＴｉＢ２層中の残留応力がＴｉＢＮ層の存在により緩和され、結果として、硬質被覆層全体の残留応力が低減され、さらに、ＴｉＢ２層は高温硬さに優れるとともに、ＴｉＢＮ層は潤滑性に優れることから、潤滑性と耐摩耗性を兼ね備えた硬質被覆層が形成されることを見出した。
【０００８】
ただ、この硬質被覆層を備えたｃＢＮ被覆工具を、Ｔｉ合金、Ａｌ合金の高速切削に供したところ、層間密着性が十分でないため欠損を生じ易いことから、耐欠損性を向上させる層構造についてさらに検討を行ったところ、ＴｉＢ２層とＴｉＢＮ層の界面に、Ｎ含有量が次第に変化する組成傾斜構造を構成することにより、層間密着性を改善できることを見出した。
即ち、工具基体表面にＴｉＢＮ層からなる下部層を形成し、該下部層については、工具基体側から上部層側に向かってＮ含有量が次第に減少する組成傾斜構造を形成し、また、上記下部層の上にＴｉＢ２層とＴｉＢＮ層の交互積層構造を構成し、該交互積層構造を構成するＴｉＢＮ層については、隣接するＴｉＢ２層に向かってＮ含有量が次第に減少する組成傾斜構造を形成することにより、層間密着強度を改善できることを見出したのである。
【０００９】
そしてこのようなＴｉＢＮ層とＴｉＢ２層からなる硬質被覆層に、Ｎ含有量が変化する組成傾斜構造を形成することにより、すぐれた層間密着強度、高温硬さ、潤滑性を相兼ね備えたｃＢＮ被覆工具を得ることができ、この被覆工具によれば、Ｔｉ合金およびＡｌ合金の高速切削においても長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するとともに、工具寿命の延命化が図られることを見出したのである。
【００１０】
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであって、
「  立方晶窒化ほう素を含有し、残部は硬質分散相と結合相とからなる立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製工具基体の表面に、
（ａ）０．１〜０．５μｍ平均層厚を有するＴｉＢＮ層からなる下部層、
（ｂ）上部層として、０．１〜０．５μｍ平均層厚を有するＴｉＢ２層と、０．１〜０．５μｍ平均層厚を有するＴｉＢＮ層との交互積層構造からなる上部層、
を２．０〜５．０μｍの合計平均層厚で蒸着形成し、
かつ、上記（ａ）のＴｉＢＮ層からなる下部層は、工具基体側から上部層側に向かってＮ含有量が次第に減少する組成傾斜構造を備え、
また、上記（ｂ）の交互積層構造を構成するＴｉＢＮ層は、隣接する上記ＴｉＢ２層に向かってＮ含有量が次第に減少する組成傾斜構造を備えていることを特徴とする表面被覆切削工具。」
を特徴とするものである。
【００１１】
本発明について、以下に説明する。
【００１２】
立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製工具基体（ｃＢＮ工具基体）：
超高圧焼結材料製工具基体中の窒化ほう素（ｃＢＮ）は、きわめて硬質で、焼結材料中で分散相を形成し、そしてこの分散相によって耐摩耗性の向上を図ることができる。
一般的には、ｃＢＮ含有割合が４０ｖｏｌ％未満では、高温硬さが不足し十分な耐摩耗性を発揮することができず、一方、ｃＢＮ含有割合が７０ｖｏｌ％以上となると、硬さは向上するものの、硬質被覆層との密着性が低下し、欠損発生の原因となりやすい。また、逃げ面の耐摩耗性が低下するため、本発明では、ｃＢＮ含有割合が４０〜７０ｖｏｌ％の範囲であることが望ましい。
【００１３】
なお、ｃＢＮ焼結体の他の構成成分、例えば、結合相等としては、周期律表ＶＩａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の窒化物、炭化物、硼化物、酸化物ならびにこれらの固溶体からなる群の中から選択された少なくとも１種とアルミニウム化合物のセラミックス系結合材とアルミ金属，ＷＣ合金を用いることができる。
【００１４】
下部層（ＴｉＢＮ層）：
下部層は、ＴｉＢＮ（ＴｉとＢとＮの化合物）層から構成するが、下部層の平均層厚が０．１μｍ未満では、付着強度向上効果が十分でなく、一方、その平均層厚が０．５μｍを超えると、耐摩耗性が低下傾向を示し、長期の使用に亘って満足できる工具特性を発揮することができなくなることから、平均層厚は０．１〜０．５μｍと定めた。
この下部層は、層厚方向、かつ、この下部層の上に形成される上部層（交互積層）におけるＴｉＢ２層に向かって、Ｎ含有量が次第に減少するような組成傾斜構造となるように蒸着形成される。
具体的には、例えば、図１に示されるＤＣマグネトロンスパッタリング装置において、スパッタリングターゲットとしてＴｉＢ２層焼結体を用い、
初期段階では、ｃＢＮ工具基体表面に、
反応ガス圧：０．５Ｐａ、
雰囲気組成：Ａｒガス／Ｎ２ガス  １０〜１５（容積比）、
バイアス電圧：−１０〜−１５Ｖ
という条件でＴｉＢＮ層を形成し、
次いで、徐々に、あるいは、所定の目標層厚に近づいた時点から徐々に、Ｎ２分圧を減少させると同時にバイアス電圧を−１００〜−１５０Ｖへと増加させていくことによって、ＴｉＢＮ層からＴｉＢ２層に組成傾斜構造を持つＴｉＢ２層が蒸着形成される。
ｃＢＮ工具基体側では相対的にＮ含有量の高いＴｉＢＮ層を形成し、上部層（交互積層）側では、相対的にＮ含有量の低いＴｉＢＮ層（ＴｉＢ２組成に近いＴｉＢＮ層）を形成し、交互積層のＴｉＢ２層と近似する組成の下部層界面を形成することにより、交互積層のＴｉＢ２層との密着強度向上を図る。
この様な組成傾斜構造を備えた下部層（ＴｉＢＮ層）は、ｃＢＮ工具基体と界面での密着強度も高く、交互積層のＴｉＢ２層との界面での密着強度も高く、さらに、下部層（ＴｉＢＮ層）内において形成される残留応力も小さいために、ｃＢＮ工具基体と硬質被覆層との耐剥離性を大幅に向上させる。
【００１５】
上部層（ＴｉＢ２層とＴｉＢＮ層との交互積層）：
ＴｉＢ２層とＴｉＢＮ層との交互積層構造からなる上部層は、例えば、スパッタリングターゲットとしてＴｉＢ２層焼結体を用いたＤＣマグネトロンスパッタリング装置において、ＴｉＢ２層とＴｉＢＮ層とを交互に成膜することによって蒸着形成することができる。
具体的には、
反応ガス圧：０．５Ｐａ、
雰囲気組成：Ａｒガス、
バイアス電圧：−１００〜−１５０Ｖ
という条件で、０．１〜０．５μｍの一層平均層厚のＴｉＢ２層を形成することができる。
また、ＴｉＢＮ層は、下部層の成膜の場合と同様、
反応ガス圧：０．５Ｐａ、
雰囲気組成：Ａｒガス／Ｎ２ガス  １０〜１５（容積比）、
バイアス電圧：−１０〜−１５Ｖ
という条件で、０．１〜０．５μｍの一層平均層厚のＴｉＢＮ層を形成することができる。
ここで、ＴｉＢ２層、ＴｉＢＮ層それぞれの一層平均層厚が０．１μｍ未満であると、それぞれの層が備える後記する特性、即ち、高温硬さ、残留応力緩和作用、潤滑性、を発揮することができず、一方、ＴｉＢ２層の平均層厚が０．５μｍを超えると、膜の内部に発生する残留応力のため、ＴｉＢＮ層上より剥離が発生しやすくなる。また、ＴｉＢＮ層の平均層厚が０．５μｍを超えると、膜の高温硬さを保てなくなる。
したがって、ＴｉＢ２層、ＴｉＢＮ層それぞれの一層平均層厚は０．１〜０．５μｍと定める。
また、下部層および上記交互積層構造からなる上部層全体としての合計平均層厚は、２．０μｍ未満では長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮することができず、一方、５．０μｍを超えるとチッピングが発生しやすくなり、仕上げ面精度が低下するため、硬質被覆層の合計平均層厚は、２．０〜５．０μｍと定めた。
【００１６】
上記ＴｉＢ２層およびＴｉＢＮ層の成膜に際し注意すべきことは、ＴｉＢ２層の膜厚が所定の目標層厚に近づいた成膜後期段階〜ＴｉＢＮ層の成膜を開始する成膜初期段階、および、ＴｉＢＮ層の膜厚が所定の目標層厚に近づいた成膜後期段階〜ＴｉＢ２層の成膜を開始する成膜初期段階においては、ＴｉＢ２層−ＴｉＢＮ層の層間密着強度を高めるために、成膜条件である雰囲気組成およびバイアス電圧を調整しなければならないことである。
つまり、ＴｉＢ２層の膜厚が所定の目標層厚に近づいた成膜後期段階〜ＴｉＢＮ層の成膜を開始する成膜初期段階においては、ＤＣマグネトロンスパッタリング装置による成膜条件として、Ｎ２分圧を徐々に増加させ、同時にバイアス電圧を−１０〜−１５Ｖへと徐々に減少させることにより、Ｎ含有量の組成傾斜構造を形成することが必要であり、一方、ＴｉＢＮ層の膜厚が所定の目標層厚に近づいた成膜後期段階〜ＴｉＢ２層の成膜を開始する成膜初期段階においては、Ｎ２分圧を徐々に減少させ、同時にバイアス電圧を−１００〜−１５０Ｖへと徐々に増加させていくことにより、Ｎ含有量の組成傾斜構造を形成することが必要である。
【００１７】
このような、組成傾斜構造を有する交互積層構造において、ＴｉＢ２層は、すぐれた高温硬さを有し、硬質被覆層の耐摩耗性向上に寄与し、また、ＴｉＢＮ層は、ＴｉＢ２層に比べれば高温硬さは低いものの、ＴｉＢＮ層をＴｉＢ２層間に介在形成することによって、硬質被覆層中の残留応力を緩和する作用を有する。さらに、ＴｉＢＮ層は、すぐれた潤滑性を備えるため、Ｔｉ系難削材の高速切削において、チッピング、欠損等の異常損傷の発生を抑制する作用を有する。
【発明の効果】
【００１８】
上記のとおり、本発明では、４０〜７０ｖｏｌ％以上のｃＢＮを含有するｃＢＮ工具基体表面に、ＴｉＢＮ層からなる下部層、組成傾斜構造を有するＴｉＢ２層とＴｉＢＮ層との交互積層構造として構成された上部層からなる硬質被覆層をＰＶＤ法により蒸着形成し、硬質被覆層がすぐれた層間密着強度、高温硬さ、潤滑性を相兼ね備えることにより、Ｔｉ合金およびＡｌ合金の高速切削において、剥離、欠損等の発生の恐れはなく、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するとともに、工具寿命の延命化が図られるのである。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】この発明の被覆工具を構成する硬質被覆層を形成するのに用いたＤＣマグネトロンスパッタリング装置を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下に、本発明の表面被覆切削工具を実施例に基づいて説明する。
【実施例】
【００２１】
原料粉末として、いずれも０．５〜４μｍの範囲内の平均粒径を有するｃＢＮ粉末、ＴｉＮ粉末、ＡｌＮ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴｉＣＮ粉末、Ｔｉ３Ａｌ粉末、Ｔｉ２Ａｌ粉末、ＴｉＡｌ３粉末、Ａｌ粉末、Ａｌ２Ｏ３粉末、ＷＣ粉末を用意し、これら原料粉末を表１に示される配合組成に配合し、ボールミルで８０時間湿式混合し、乾燥した後、１２０ＭＰａの圧力で直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法をもった圧粉体にプレス成形し、ついでこの圧粉体を、圧力：１Ｐａの真空雰囲気中、９００〜１３００℃の範囲内の所定温度に６０分間保持の条件で焼結して切刃片用予備焼結体とし、この予備焼結体を、別途用意した、Ｃｏ：１６質量％、ＷＣ：残りの組成、並びに直径：５０ｍｍ×厚さ：２ｍｍの寸法をもったＷＣ基超硬合金製支持片と重ね合わせた状態で、通常の超高圧焼結装置に装入し、通常の条件である圧力：４ＧＰａ、温度：１２００〜１４００℃の範囲内の所定温度に保持時間：０．８時間の条件で超高圧焼結し、焼結後上下面をダイヤモンド砥石を用いて研磨し、ワイヤー放電加工装置またはダイヤモンド切断機にて一辺３ｍｍの正三角形状に分割し、さらにＣｏ：６質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＣＩＳ規格ＳＮＧＡ１２０４１２の形状（厚さ：４．７６mm×一辺長さ：１２．７mmの正方形）をもったＷＣ基超硬合金製インサート本体のろう付け部（コーナー部）に、質量％で、Ｃｕ：２６％、Ｔｉ：５％、Ｎｉ：２．５％、Ａｇ：残りからなる組成を有するＡｇ合金のろう材を用いてろう付けし、所定寸法に外周加工した後、切刃部に幅：０．１３ｍｍ、角度：２５°のホーニング加工を施し、さらに仕上げ研摩を施すことによりＩＳＯ規格ＳＮＧＡ１２０４１２のインサート形状をもち、ｃＢＮ含有割合が４０〜７０ｖｏｌ％以上である表１に示されるｃＢＮ工具基体１〜１０を製造した。
【００２２】
【表１】
0005402515.tif 000002
【００２３】
ついで、上記のｃＢＮ工具基体を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図１に示される成膜装置、即ち、ＴｉＢ２焼結体ターゲットを備えたＤＣマグネトロンスパッタリング装置、の内部に自転公転自在に支持装着し、
（ａ）まず、装置内を真空排気して０．５Ｐａの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、Ａｒガスを導入し、１．５ＰａのＡｒガス雰囲気とし、ｃＢＮ工具基体１に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加して、前記ｃＢＮ工具基体をＡｒガスボンバード洗浄し、
（ｂ）ついで、前記装置内に、ＡｒとＮ２との混合ガス（Ａｒ／Ｎ２＝１０〜１５）を導入し、作動圧を０．５Ｐａになるように制御し、前記回転テーブル上で自転しながら回転するｃＢＮ工具基体側に−１０〜−１５Ｖの直流バイアス電圧を印加し、ＴｉＢ２焼結体ターゲット側に直流電源を用いてスパッタを行い、成膜後期段階に近づいた時点から、ＡｒとＮ２との混合ガス中のＮ２ガス含有割合を徐々に減少させ、同時に、バイアス電圧を徐々に増加させ、成膜終了段階では、Ａｒガス中で−１００〜−１５０Ｖのバイアス電圧で成膜を行うことにより、ｃＢＮ工具基体の上に表２に示される目標膜厚の組成傾斜構造を有するＴｉＢＮ層（下部層）を形成し、
（ｃ）ついで、継続してＡｒガス中−１００〜−１５０Ｖのバイアス電圧でＴｉＢ２層を成膜し、成膜後期段階に近づいた時点で、Ａｒガス中にＮ２を添加し、ガス中のＮ２ガス含有割合がＡｒ／Ｎ２＝１０〜１５となるようにＮ２分圧を徐々に増加するとともに、バイアス電圧を−１０〜−１５Ｖとなるように徐々に減少させ、成膜終了段階では、Ａｒ／Ｎ２＝１０〜１５の混合ガス中で−１０〜−１５Ｖのバイアス電圧で成膜し、
（ｄ）ついで、継続してＡｒ／Ｎ２＝１０〜１５の混合ガス中で−１０〜−１５Ｖのバイアス電圧で成膜を行い、成膜後期段階に近づいた時点で、ＡｒとＮ２との混合ガス中のＮ２ガス含有割合を徐々に減少させ、同時に、バイアス電圧を徐々に増加させ、成膜終了段階では、Ａｒガス中で−１００〜−１５０Ｖのバイアス電圧で成膜を行うことにより、ｃＢＮ工具基体の上に表２に示される目標膜厚の組成傾斜構造を有し、交互積層構造を構成するＴｉＢＮ層（下部層）を形成し、
（ｅ）上記（ｃ）、（ｄ）を目標層厚になるまで所定回数繰り返し行うことにより、表２に示される合計目標層厚の硬質被覆層を蒸着形成した、
ＩＳＯ規格ＳＮＧＡ１２０４１２に規定するスローアウエイチップ形状の本発明ｃＢＮ被覆工具１〜１０を作製した。
【００２４】
比較のため、実施例で使用したｃＢＮ工具基体１〜１０の上に、表３に示される均一組成のＴｉＢＮ層からなる下部層、および、均一組成のＴｉＢＮ層と均一組成のＴｉＢ２層の交互組成構造からなる上部層とを形成した比較例ｃＢＮ被覆工具１〜１０を作製した。
【００２５】
参考のため、実施例で使用したｃＢＮ工具基体１〜１０の上に、表３に示される均一組成のＴｉＢＮ層のみからなる参考例ｃＢＮ被覆工具１、および、均一組成のＴｉＢ２層のみからなる参考例ｃＢＮ被覆工具２を作製した。
【００２６】
上記本発明ｃＢＮ被覆工具１〜１０、比較例ｃＢＮ被覆工具１〜１０および参考例ｃＢＮ被覆工具１，２について、破断し各層の膜組成を、オージェ電子分光法により測定したところ、それぞれ目標組成と実質的に同じ組成を示した。
表２におけるＴｉＢＮ層のＮ含有量Ｎｘ界面、Ｎｘ中央は、ＴｉＢＮ層を、
組成式：（Ｔｉ，Ｂ）１−ＸＮＸ（但し、Ｘは原子比）
で表した場合、オージェ電子分光法により測定されたＮ含有量のＸの値であって、Ｎｘ基体は、ｃＢＮ基体とＴｉＢＮ層の界面において測定されたＮ含有量のＸの値を、Ｎｘ界面は、ＴｉＢＮ層とＴｉＢ２層との界面において測定されたＮ含有量のＸの値を、また、Ｎｘ中央は、ＴｉＢＮ層の層厚中間位置において測定されたＮ含有量のＸの値を示す（いずれも、５ヶ所の平均値）。
ここで、Ｘは、０≦Ｘ≦０．４を満たす値である。
また、本発明ｃＢＮ被覆工具１〜１０、比較例ｃＢＮ被覆工具１〜１０および参考例ｃＢＮ被覆工具１，２を破断し、８サンプルの（各層の）層厚を走査型電子顕微鏡を用いて断面測定したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均値（５ヶ所の平均値）を示した。
これらの測定値を、表２、３に示す。
【００２７】
【表２】
0005402515.tif 000003
【００２８】
【表３】
0005402515.tif 000004
【００２９】
上記の本発明ｃＢＮ被覆工具１〜１０、比較例ｃＢＮ被覆工具１〜１０および参考例ｃＢＮ被覆工具１，２を用い、以下の切削条件で切削加工試験を実施した。
《切削条件１》
被削材：  Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（ＨＢ３１０）の丸棒、
切削速度：  ２００  ｍ／ｍｉｎ、
送り：  ０．２０  ｍｍ／ｒｅｖ、
切込み：  １．５０  ｍｍ、
切削時間：  １０  分
の条件での、Ｔｉ合金の湿式高速連続切削加工試験（通常の切削速度は、１８０ｍ／ｍｉｎ）、
《切削条件２》
被削材：  Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（ＨＢ３１０）の丸棒、
切削速度：  ２００  ｍ／ｍｉｎ、
送り：  ０．１  ｍｍ／ｒｅｖ、
切込み：  ２．０  ｍｍ、
切削時間：  １０  分
の条件での、Ｔｉ合金の湿式高速連続切削加工試験（通常の切削速度は、１８０ｍ／ｍｉｎ）、
を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
上記切削条件１，２による切削加工試験の測定結果を表４に示した。
【００３０】
【表４】
0005402515.tif 000005
【００３１】
また、上記の本発明ｃＢＮ被覆工具１〜１０、比較例ｃＢＮ被覆工具１〜１０および参考例ｃＢＮ被覆工具１，２を用い、以下の切削条件で切削加工試験を実施した。
《切削条件３》
被削材：  Ａｌ−１２％Ｓｉ（Ａ４０３２）の丸棒、
切削速度：  １０００  ｍ／ｍｉｎ、
送り：  ０．２０  ｍｍ／ｒｅｖ、
切込み：  １．５  ｍｍ、
切削時間：  １０  分
の条件での、Ａｌ合金の湿式高速連続切削加工試験（通常の切削速度は、８００ｍ／ｍｉｎ）、
《切削条件４》
被削材：  Ａｌ−１２％Ｓｉ（Ａ４０３２）の丸棒、
切削速度：  １０００  ｍ／ｍｉｎ、
送り：  ０．２５  ｍｍ／ｒｅｖ、
切込み：  １．０  ｍｍ、
切削時間：  １０  分
の条件での、Ａｌ合金の湿式高速連続切削加工試験（通常の切削速度は、８００ｍ／ｍｉｎ）、
を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
上記切削条件３，４による切削加工試験の測定結果を表５に示した。
【００３２】
【表５】
0005402515.tif 000006
【００３３】
表２〜５に示される結果から、本発明ｃＢＮ被覆切削工具１〜１０は、４０〜７０ｖｏｌ％以上のｃＢＮを含有するｃＢＮ工具基体表面に、ＴｉＢＮ層からなる下部層、組成傾斜構造を有するＴｉＢ２層とＴｉＢＮ層との交互積層構造として構成された上部層からなる硬質被覆層を設けることにより、硬質被覆層がすぐれた層間密着強度、高温硬さ、潤滑性を相兼ね備え、剥離、欠損等の発生の恐れはなく、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する。
これに対して、比較例ｃＢＮ被覆工具１〜１０、参考例ｃＢＮ被覆工具１，２においては、ｃＢＮ工具基体と硬質被覆層との密着強度が劣るため膜の剥離や欠損等を発生し、あるいは、耐摩耗性が劣るために、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
【産業上の利用可能性】
【００３４】
上述のように、この発明のｃＢＮ被覆工具は、Ｔｉ合金およびＡｌ合金の高速切削加工用工具として好適であり、切削加工装置の高性能化、並びに切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものであるが、各種の鋼や鋳鉄などの通常の切削条件での切削加工にも勿論使用可能である。
【図１】
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